郭梟，谷宇，韓瑩，徐鍇，王巖，姜英龍

(1.中國機械總院集團哈爾濱焊接研究所有限公司,哈爾濱,150028；2.太原鋼鐵(集團)有限公司 先進不銹鋼材料國家重點實驗室,太原,030003)

0 序言

由于具有優(yōu)異的蠕變抗力、高溫抗氧化和耐腐蝕等綜合性能，Inconel 625(下文簡稱625)合金被廣泛應用于石油化工[1]、航空[2]、儲能[3]等領域高端裝備制造.近五年來，針對Inconel 625 合金的激光粉末床熔合、電弧增材制造、電子束定向能量沉積、激光熱線、激光功率定向能量沉積、電子束熔化和激光線定向能量沉積等增材制造工藝始終是研究熱點.已開展的研究表明Inconel 625 合金具有一定結晶裂紋敏感性[2,4]，文獻[2,5]認為結晶裂紋的形成主要與(γ+Laves)共晶組織有關.此外，針對625 堆焊稀釋率[1,6]、625 堆焊組織[7-8]、625 合金熱裂紋[4]也開展了大量研究.但625 合金堆焊中存在的熱裂紋問題始終未得到徹底解決.

文中基于提出的大厚度堆焊裂紋敏感性評價方法，采用鎢極氬弧焊(gas metal arc welding，GTAW)工藝方法堆焊了Inconel 625 合金，結合滲透探傷、金相顯微鏡對堆焊金屬切片進行了缺陷檢測，采用掃描電鏡、能譜分析和透射電鏡對裂紋形態(tài)和斷口表面進行分析，并通過凝固計算等手段對Inconel 625 鎳基合金結晶模式進行了分析，揭示了GTAW 大厚度堆焊625 金屬開裂機理，能夠為增材制造及堆焊工藝優(yōu)化、結構設計提供指導.

1 試驗方法

試驗用焊接材料為試驗室試制的ERNiCrMo-3 焊絲，規(guī)格為焊絲直徑1.2 mm，其主要化學成分見表1.試驗用母材為Q235B 鋼板，規(guī)格為500 mm × 600 mm × 80 mm.采用GTAW 工藝進行堆焊，最終堆焊金屬的尺寸約為400 mm × 600 mm ×40 mm，堆焊約30 層 × 30 道，共計約900 道，焊接工藝參數(shù)如表2 所示.大厚度堆焊試板示意圖如圖1 所示.

圖1 大厚度堆焊試板及切片取樣示意圖Fig.1 Schematic of large thickness surfacing test plate and samplings.(a) side view;(b) top view;(c) 3D view

表1 ERNiCrMo-3 焊絲化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)Table 1 The chemical composition of experimental ERNiCrMo-3 filler metal.

表2 焊接工藝參數(shù)Table 2 Parameters of GTAW

圖1a 為大厚度焊接母材底板尺寸和堆焊層熔敷金屬尺寸.具體在堆焊熔敷金屬中切取試樣位置，如圖1b 和圖1c 所示，先沿著垂直于焊接方向切取橫向切片3 片，編號從外到內(nèi)分別為1 號、2 號和3 號；再沿著焊接方向切取縱向切片3 片，編號從外到內(nèi)分別為4 號、5 號和6 號.結合滲透探傷、金相顯微鏡對堆焊金屬切片進行了缺陷檢測，分別對每個切片的正反兩面(例：1-1 為正面，1-2 為反面)進行裂紋長短和數(shù)量的統(tǒng)計.利用OLYMPUS GX51 型光學顯微鏡對熔敷金屬縱向切片5 號的正面(5-1)中存在裂紋的區(qū)域，進行了金相組織及裂紋的觀察，金相試樣腐蝕液為濃度為10%的硝酸溶液，腐蝕時間為5 s.采用EVO18 型掃描電鏡對試樣表面的微觀結構和裂紋進一步放大和觀察，并使用其裝備的能譜儀分析了裂紋形貌和斷口的成分.采用Lift-Out 方式對試樣的裂紋區(qū)域進行雙束聚焦離子束(focused ion beam，F(xiàn)IB)微納加工，垂直樣品表面往下取出一薄片樣品后，通過FEI Talos F200X 型透射電鏡對裂紋的成分進行了分析.同時，采用熱力學計算軟件JMatPro 中的鎳基合金數(shù)據(jù)庫對試制焊絲化學成分進行凝固計算，對Inconel 625 鎳基合金結晶模式進行了分析，揭示了GTAW 大厚度堆焊625 金屬開裂機理，能夠為增材制造及堆焊工藝優(yōu)化、結構設計提供了指導.

2 試驗結果與分析

2.1 裂紋統(tǒng)計

大厚度堆焊試板縱向、橫向切片解剖試驗結果如圖2 所示，其中1 號、2 號、3 號為縱向切片，4 號、5 號、6 號為橫向切片，-1、-2 為同一切片正反面，隨著試樣編號的增加，距離堆焊試件邊緣的距離增加.可見，圖2 中4 號切片4-2 面、5 號切片5-1 面存在較為明顯的裂紋，從5-1 中尺寸較大的裂紋可以看出，裂紋長度方向垂直于母材表面，主要分布在距離母材表面堆焊金屬四分之三厚度處的水平位置.

圖2 大厚度試板橫、縱向解剖圖Fig.2 Transverse and longitudinal anatomy of large thickness test plate

為進一步對裂紋進行分析，對各切片各面滲透探傷顯示出的缺陷進行統(tǒng)計，具體見表3.從表3 中可以看出，4-2 面與5-1 面裂紋總長度統(tǒng)計值基本相當，相比較而言，5-1 面裂紋數(shù)量少，尺寸大，最大裂紋長度達到約7.5 mm.在后續(xù)開裂機理研究中主要針對該裂紋進行了分析.

表3 堆焊金屬裂紋統(tǒng)計Table 3 Crack statistics for deposited metal.

2.2 裂紋形貌

對5-1 面中標記的最大裂紋進行了切取，裂紋金相見圖3.由圖3a 可見，裂紋方向沿柱狀晶方向.該裂紋總長達7.5 mm，貫穿了近三層焊縫.將裂紋尖端進一步放大表明，如圖3b、圖3c 所示，裂紋主要沿一次枝晶間分布，在裂紋內(nèi)壁附著有共晶組織，在無裂紋的一、二次枝晶間區(qū)域幾乎不存在共晶組織，這表明裂紋的形成與共晶組織的形成有關.如圖3d、圖3e 所示，在主裂紋局部存在二次裂紋，二者長度方向互相垂直，相比較而言，二次裂紋的尺寸明顯小于主裂紋，這主要與凝固過程中產(chǎn)生的收縮應力和枝晶方向有關.此外，從圖3f、圖3g中可以看出，在主裂紋附近的堆焊金屬組織中同樣可以觀察到沿一次枝晶間分布的長鏈條狀共晶組織.

圖3 裂紋的微觀金相組織圖Fig.3 Microstructure diagram of crack.(a) crack;(b)zone b;(c) zone c;(d) zone d;(e) zone e;(f)zone f;(g) zone g

為進一步判斷裂紋的性質(zhì)，先后對裂紋截面、斷口形貌進行了分析，并配合能譜進行了微區(qū)成分分析，如圖4 所示.由圖4a 所示，裂紋主要分布于一次枝晶間，裂紋內(nèi)壁及附近存在長鏈狀析出相.結合表4 中能譜分析結果可知，枝晶間區(qū)域的Nb、Mo 含量比枝晶干更高，這主要與Nb 和Mo 在焊縫凝固過程中偏析有關.在鎳基合金焊縫中，Nb 的偏析傾向比Mo 更大[9].圖4a 中位于枝晶間的析出相Nb、Mo 含量分別達到16.3%、9.3%，結合文獻研究與前期基礎[10]，初步判斷應為共晶Laves 相.在625 合金裂紋附近可觀察兩種不同形態(tài)的相，如圖4b 可見，在裂紋內(nèi)壁及附近同樣存在版圖狀析出相，此外，與版圖狀析出相共生的還包括一種大量密集分布的針狀或桿狀析出相，這種析出相在晶粒內(nèi)以網(wǎng)格狀分布.在圖4c 中無裂紋的堆焊金屬組織中同樣存在類似形態(tài)的析出相共生組織.結合表4 可知，相比而言，版圖狀析出相Nb、Mo 含量較針狀或桿狀析出相更高.625 合金焊縫及增材制造金屬組織中主要存在MC、Laves、δ 等多種析出相，其中δ 相一般為針狀或桿狀[11].因此推測版圖狀、針狀或桿狀析出相分別為Laves、δ相.δ 相的析出會迅速降低材料的疲勞強度和蠕變強度等力學性能[8].圖4 中的析出相主要位于枝晶間，且尺寸相對較大，其應為凝固結晶過程中形成的初生析出相，而非固態(tài)析出的第二相.

圖4 熔敷金屬SEM 微觀形貌Fig.4 Microstructure of deposited metal by SEM.(a) crack distribution position;(b) crack inner wall and its vicinity;(c)crack-free surfacing metal

表4 圖4 中共晶組織的能譜分析表(質(zhì)量分數(shù)，%)Table 4 EDS results of eutectic microstructure in Fig.4

2.3 析出相結構分析

圖5 為堆焊金屬組織中析出相的TEM 結果.結合圖5a、圖5b 所示的透射電子圖和選取位置的電子衍射花樣標定可知，該析出相為NbC.有文獻表明[2]，初生碳化物是導致基體產(chǎn)生大尺寸韌窩的主要原因.Nb 原子在位錯細胞壁、孿晶和晶界處富集，使得Nb 溶質(zhì)原子的擴散速率遠低于基體原子的擴散速率，晶界的遷移會受到Nb 溶質(zhì)原子的阻礙[12].同時，Nb 的非平衡偏析會導致δ 相的析出.

圖5 析出相的TEM 形貌及選區(qū)電子衍射Fig.5 TEM image of precipitate phase and SAED results of each phase.(a) the bright field image of NbC;(b)diffraction spots of NbC;(c) bright field image of δ phase;(d) diffraction spots of δ phase

對圖5c、圖5d 的透射圖和衍射斑點的標定分析表明，析出相為四方δ 相，其晶格常數(shù)分別為a=b=0.362 nm 和c=0.741 nm.該相呈長直針狀或桿狀，尺寸從幾百納米到幾微米不等，呈網(wǎng)格狀分布，δ 相表現(xiàn)出富含Ni、Nb 而貧Cr 的特點，且Ni∶Nb ≈ 3∶1，化學式可以表示為Ni3Nb.

δ 相本身硬而脆，大量的δ 相析出長大必然會提高合金的強度，δ 相在晶界和孿晶界處長大，對晶界和孿晶界有釘扎作用，導致應力集中，起到防止晶界遷移的作用[12]，最終使δ 相兩側出現(xiàn)裂紋的幾率大大提高.析出相對625 合金有較大的影響.δ 相的析出會削弱大量Nb 和Mo 原子在γ 基體中的固溶強化作用，Nb 和Mo 含量降低會導致合金強度的降低.當δ 相含量超過5%時，合金的塑性會顯著降低，同時，合金的強度也會隨著δ 相的析出長大而下降，但屈強比會增大[13].

2.4 裂紋斷口

圖6 為主裂紋斷口的SEM 形貌.如圖6a 微觀下該裂紋斷口整體呈現(xiàn)典型鵝卵石狀花樣，這表明開裂發(fā)生在液相比例相對較高的階段，開裂位置的枝晶尚未形成固態(tài)橋接.表現(xiàn)為明顯的沿晶開裂特征，裂紋沿枝晶開裂，根據(jù)該特征，結合焊接過程中的應力狀態(tài)，可以推測出裂紋受到平行于焊接方向的力的作用，而萌生并逐漸長大.在凝固過程中的固液共存區(qū)，特別是在凝固階段末期，在枝晶間會分布有液態(tài)薄膜，液態(tài)薄膜在足夠大的拉應力作用下會產(chǎn)生開裂，當沒有新的液相補充到開裂區(qū)域的時候，就會形成熱裂紋.

圖6 裂紋斷口掃描圖Fig.6 SEM image of crack fracture.(a) crack fracture diagram at low magnification;(b) crack port diagram at high magnification.

對裂紋斷口進行了形貌觀察與能譜分析，如圖6b 和表5 所示，斷口中未檢測到S 元素、P 元素，相比焊材中3.82%的Nb 含量而言，此處的Nb 含量較高，分別為14.29%、7.00%和9.02%，說明斷裂位置存在Nb 元素的偏聚現(xiàn)象.但結合圖6 與表5 可以看出，裂紋應與S 元素、Ni 元素無關，而與Nb 元素密切相關.可以推測裂紋并不是由于Nb 與S、Ni 形成NbS2、Ni-Nb 的此類低熔點共晶相所導致[14]，而是由于富Nb 的δ 相所致.

表5 圖6 中裂紋斷口的能譜分析表(質(zhì)量分數(shù)，%)Table 5 EDS results of fracture suface in Fig.6

2.5 凝固計算結果

采用JMatPro 凝固模塊和鎳基合金數(shù)據(jù)庫，基于Scheil 模型對試驗焊絲的化學成分進行凝固計算，結果如圖7 所示.圖7a 為凝固過程中各相比例隨溫度變化的趨勢，可以看出，合金凝固路徑為L→L+γ→L+γ+MC→L+γ+MC+δ→γ+MC +δ.凝固過程中合金除了形成基體γ 相外，還會依次析出MC、δ、σ 三種初生析出相，其中δ、σ 相發(fā)生在凝固結晶的終了階段(液相比例分數(shù)fL≤5%)，凝固計算結果并未出現(xiàn)組織分析中發(fā)現(xiàn)的Laves 相.文獻[8]在采用GTAW 工藝堆焊的625 熔敷金屬中，發(fā)現(xiàn)經(jīng)850 ℃熱處理后，δ 相會以固態(tài)相變的形式析出，此外針對625 合金[15]、增材制造[7]的研究也發(fā)現(xiàn)了δ 相會熱處理后析出的現(xiàn)象.在熱處理過程中，γ"相通過類貝氏體轉變方式形成δ 相，此外Laves 相的溶解釋放了大量的Nb 原子為δ 相的長大創(chuàng)造了有力條件.對于焊態(tài)下的625 合金焊縫金屬，尚未發(fā)現(xiàn)存在共晶δ 相的相關報道.區(qū)別于上述研究成果，圖7a 結果表明本文的δ 相由凝固過程中以L→(γ+δ)共晶反應形式直接從液態(tài)中析出，而并非固態(tài)析出形成.結合圖7b 液相成分變化，可知Nb、Mo 在凝固過程中逐步在殘余液相富集，在結晶終了階段1 160 ℃發(fā)生的L→(γ+δ)共晶反應消耗了大量Nb 原子，導致液相中Nb 含量出現(xiàn)下降.

圖7 試驗用焊絲化學成分凝固計算結果Fig.7 Results of equilibrium phases of experimental welding wire.(a) the trend of phase ratio changing with temperature during solidification;(b) the change of liquid phase composition

對于焊態(tài)625 合金焊縫，一般存在MC 碳化物、Laves 等相[7-8]，MC、Laves 均是在凝固階段通過共晶反應析出，相比較而言，共晶型Laves 的析出溫度低于共晶型MC.熱處理過程中焊縫組織會發(fā)生Laves 相的溶解[16]、δ 相的析出及長大[8]等演變行為.本文在焊態(tài)下的625 堆焊金屬組織中發(fā)現(xiàn)了Laves 和δ 相的共生組織(圖4b、4c 和圖5a)，區(qū)別于固態(tài)相變析出的δ 相，文中發(fā)現(xiàn)的δ 相是凝固過程中通過共晶反應析出.值得注意的是，在文中凝固計算結果中并未發(fā)現(xiàn)共晶Laves 相，這可能與凝固計算采用Scheil 模型在元素擴散、熱循環(huán)過程等方面的假設條件與實際堆焊存在差異所致.

綜合上述分析，推測625 合金堆焊金屬存在兩種模式，模式(1)：L→ L+γ → L+γ+MC → L +γ+MC+Laves → γ+MC+Laves；模式(2)：L →L+γ → L+γ+MC → L+γ+MC+Laves+δ →γ+MC+Laves+δ.通過模式(1)形成的組織中未發(fā)現(xiàn)裂紋，而通過模式(2)形成的組織中發(fā)現(xiàn)了較為嚴重的結晶裂紋.此外，在裂紋斷口形貌上也發(fā)現(xiàn)共晶花樣與液膜均具有富Nb 特點.綜上所述，在625 合金堆焊金屬中發(fā)現(xiàn)的裂紋是由于結晶終了階段發(fā)生的L → γ+δ 低熔點共晶反應所引起的結晶裂紋.625 合金堆焊金屬中的共晶Laves、δ 的形成均與凝固過程Nb 元素在殘余液相中逐步富集有關，但對于二者的具體形成機制尚需在以后開展更為深入的研究.

3 結論

(1)大厚度堆焊金屬組織為柱狀樹枝晶，在枝晶間分布有塊狀MC 型碳化物、版圖狀的Laves(Ni,Fe,Cr)2(Nb,Ti,Mo)相和針狀δ 相(Ni3Nb)等析出相.

(2)大厚度堆焊金屬組織發(fā)現(xiàn)的裂紋是為結晶裂紋，主要分布在一次枝晶間，在裂紋附近的組織及斷口發(fā)現(xiàn)存在大量密集分布的δ 相，裂紋主要與結晶終了階段形成的共晶δ(Ni3Nb)有關.

(3) 625 合金堆焊金屬存在以共晶Laves、共晶δ 分別為終凝析出相的(1)、(2)兩種凝固模式.相比較而言，結晶終了階段發(fā)生L → γ+δ 共晶反應的模式(2)熱裂紋敏感性更大.